JP5995080B2 - 耐クラック性にすぐれた立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製表面被覆切削工具 - Google Patents
耐クラック性にすぐれた立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製表面被覆切削工具 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5995080B2 JP5995080B2 JP2012278482A JP2012278482A JP5995080B2 JP 5995080 B2 JP5995080 B2 JP 5995080B2 JP 2012278482 A JP2012278482 A JP 2012278482A JP 2012278482 A JP2012278482 A JP 2012278482A JP 5995080 B2 JP5995080 B2 JP 5995080B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hard coating
- coating layer
- crystal grains
- tool
- face
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 title claims description 72
- 239000000463 material Substances 0.000 title claims description 16
- 229910052582 BN Inorganic materials 0.000 title claims description 8
- PZNSFCLAULLKQX-UHFFFAOYSA-N Boron nitride Chemical compound N#B PZNSFCLAULLKQX-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims description 8
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 91
- 239000011247 coating layer Substances 0.000 claims description 73
- 239000010410 layer Substances 0.000 claims description 49
- 239000000758 substrate Substances 0.000 claims description 37
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 21
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 16
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 claims description 16
- 239000002131 composite material Substances 0.000 claims description 15
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 claims description 9
- 238000000151 deposition Methods 0.000 claims description 3
- 229910010037 TiAlN Inorganic materials 0.000 description 46
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 23
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 10
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 10
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 9
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 9
- 238000005422 blasting Methods 0.000 description 8
- 238000000034 method Methods 0.000 description 7
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 7
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 6
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 6
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 5
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000005219 brazing Methods 0.000 description 4
- 239000010962 carbon steel Substances 0.000 description 4
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 4
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 4
- 238000007740 vapor deposition Methods 0.000 description 4
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 3
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 3
- 238000007733 ion plating Methods 0.000 description 3
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 3
- CSCPPACGZOOCGX-UHFFFAOYSA-N Acetone Chemical compound CC(C)=O CSCPPACGZOOCGX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910001018 Cast iron Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910004349 Ti-Al Inorganic materials 0.000 description 2
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910004692 Ti—Al Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000002159 abnormal effect Effects 0.000 description 2
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N argon Substances [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 2
- -1 argon ions Chemical class 0.000 description 2
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 2
- 229910001873 dinitrogen Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000010891 electric arc Methods 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 238000001878 scanning electron micrograph Methods 0.000 description 2
- 238000005245 sintering Methods 0.000 description 2
- 229910001316 Ag alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910010038 TiAl Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005299 abrasion Methods 0.000 description 1
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 description 1
- 239000000919 ceramic Substances 0.000 description 1
- 238000005229 chemical vapour deposition Methods 0.000 description 1
- 238000004140 cleaning Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 230000032798 delamination Effects 0.000 description 1
- 229910003460 diamond Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010432 diamond Substances 0.000 description 1
- JKWMSGQKBLHBQQ-UHFFFAOYSA-N diboron trioxide Chemical compound O=BOB=O JKWMSGQKBLHBQQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000008034 disappearance Effects 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 description 1
- 238000004453 electron probe microanalysis Methods 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 238000002347 injection Methods 0.000 description 1
- 239000007924 injection Substances 0.000 description 1
- 235000000396 iron Nutrition 0.000 description 1
- 230000007774 longterm Effects 0.000 description 1
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 1
- 238000000691 measurement method Methods 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 238000005240 physical vapour deposition Methods 0.000 description 1
- 239000012495 reaction gas Substances 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 102200082816 rs34868397 Human genes 0.000 description 1
- 239000002002 slurry Substances 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 238000005507 spraying Methods 0.000 description 1
- 239000002345 surface coating layer Substances 0.000 description 1
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 1
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23P—METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR; COMBINED OPERATIONS; UNIVERSAL MACHINE TOOLS
- B23P15/00—Making specific metal objects by operations not covered by a single other subclass or a group in this subclass
- B23P15/28—Making specific metal objects by operations not covered by a single other subclass or a group in this subclass cutting tools
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
- C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material
- C23C14/0617—AIII BV compounds, where A is Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
Description
この発明は、炭素鋼、合金鋼などの切削加工において、硬質被覆層がすぐれた耐クラック性を備え、長期の使用にわたってすぐれた切削性能を発揮する立方晶窒化ほう素（以下、ｃＢＮという）基超高圧焼結材料製表面被覆切削工具（以下、ｃＢＮ被覆工具という）に関するものである。
一般に、ｃＢＮ被覆工具には、各種の鋼や鋳鉄などの被削材の旋削加工にバイトの先端部に着脱自在に取り付けて用いられるスローアウエイチップや、前記スローアウエイチップを着脱自在に取り付けて、面削加工や溝加工、さらに肩加工などに用いられるソリッドタイプのエンドミルと同様に切削加工を行うスローアウエイエンドミルなどが知られている。
また、ｃＢＮ被覆工具としては、各種の立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料（以下、ｃＢＮ基焼結材料という）で構成された工具本体の表面に、ＴｉＮ層、ＴｉとＡｌの複合窒化物（（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ）層などの表面被覆層を蒸着形成してなるｃＢＮ被覆工具が知られており、これらが例えば各種の鋼や鋳鉄などの切削加工に用いられていることも知られている。
そして、従来から、ｃＢＮ被覆工具においては、耐欠損性等の切削性能の改善を図るべく、種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、高温時の耐酸化性に優れるとともに、靭性にも優れかつ被膜の層間剥離を生じることがない被膜を有する表面被覆切削工具を提供することを目的として、工具基体表面に、ＣＶＤ法により形成した第１被膜とＰＶＤ法により形成される第２被膜とを含み、第１被膜には、セラミック粒子を用いたブラスト処理（例えば、圧力：０．０１〜０．５ＭＰａ、投射距離：０．５〜２００ｍｍ、微粉濃度：５〜４０ｖｏｌ％、粒径：１０〜２５０μｍ）を施すことにより圧縮残留応力σ１を付与し、第２被膜には、σ１＜σ２の関係を有する圧縮残留応力σ２を付与することが提案されている。
例えば、特許文献１には、高温時の耐酸化性に優れるとともに、靭性にも優れかつ被膜の層間剥離を生じることがない被膜を有する表面被覆切削工具を提供することを目的として、工具基体表面に、ＣＶＤ法により形成した第１被膜とＰＶＤ法により形成される第２被膜とを含み、第１被膜には、セラミック粒子を用いたブラスト処理（例えば、圧力：０．０１〜０．５ＭＰａ、投射距離：０．５〜２００ｍｍ、微粉濃度：５〜４０ｖｏｌ％、粒径：１０〜２５０μｍ）を施すことにより圧縮残留応力σ１を付与し、第２被膜には、σ１＜σ２の関係を有する圧縮残留応力σ２を付与することが提案されている。
例えば、特許文献２には、ｃＢＮ被覆工具に優れた耐チッピング性を付与するために、工具基体にアルミナ粒子をブラスト処理（例えば、圧力：０．０６〜０．１２ＭＰａ、噴射時間：１２〜６０ｓｅｃ）して、ｃＢＮ被覆工具の工具基体と硬質被覆層との界面における工具基体及び硬質被覆層の残留応力値を、それぞれが−２ＧＰａ以下の残留応力とするとともに、両者の残留応力の差を０．５ＧＰａ以下とし、さらに、硬質被覆層中の残留応力の値が、硬質被覆層の表面に向かって絶対値で次第に小さくなる残留応力分布を形成することが提案されている。
例えば、特許文献３には、高硬度鋼の高速切削加工におけるｃＢＮ被覆工具の硬質被覆層の耐剥離性を向上させるためｃＢＮの含有量が５０〜８５容量％のｃＢＮ基焼結材料を工具基体とし、下部層と上部層とからなる硬質被覆層を被覆形成し、下部層は、組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ（Ｘは原子比で０．３０〜０．６０）を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層とし、一方、上部層は、組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎを満足する薄層ＡとＴｉ窒化物（ＴｉＮ）層からなる薄層Ｂの交互積層構造で構成し、しかも、皮膜表面にブラスト処理（例えば、圧力：０．１〜０．１５ＭＰａ、噴射時間：２〜５ｓｅｃ、繰り返し回数：５〜１０回、入射角：すくい面に対して４０〜５０°、アルミナ粒子径：２２０〜１５００番、スラリー濃度：１５〜６０ｗｔ％）を施すことにより、表面粗さ、残留応力、ナノインデンテーション硬さを所定の値とすることが提案されている。
さらに、例えば、特許文献４には、ＴｉＡｌＮ硬質皮膜を基材表面に被着形成した表面被覆切削工具の耐欠損性を維持しつつ、耐摩耗性を向上させるために、表面被覆切削工具の切れ刃において、Ｘ線回折パターンにおいて（２００）面に帰属されるピークのピーク強度Ｉ（２００）と、（１１１）面に帰属されるピークのピーク強度Ｉ（１１１）との比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜２．０であり、かつ、前記（１１１）面に帰属されるピークの半値幅Ｂ（１１１）が０．４°〜０．６°であるＴｉＡｌＮ硬質皮膜を被着形成することが提案されている。
近年の切削加工装置の高性能化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工は一段と厳しい切削条件下で行われるようになってきている。
上記従来の被覆工具においては、ある程度の耐チッピング性、耐欠損性、耐摩耗性の改善は図り得るものの、これを炭素鋼、合金鋼などの一段と厳しい切削加工に用いた場合には、クラックの発生にもとづくチッピング、欠損が発生しやすく、これを原因として、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
上記従来の被覆工具においては、ある程度の耐チッピング性、耐欠損性、耐摩耗性の改善は図り得るものの、これを炭素鋼、合金鋼などの一段と厳しい切削加工に用いた場合には、クラックの発生にもとづくチッピング、欠損が発生しやすく、これを原因として、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
そこで、本発明者等は、炭素鋼、合金鋼などの切削加工において、耐クラック性にすぐれ、チッピング、欠損等の異常損傷の発生を低減することができ、その結果、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮する被覆工具を提供すべく、鋭意研究を行った結果、以下の知見を得た。
上記特許文献１〜４に示されるように、従来のｃＢＮ被覆工具においては、硬質被覆層への圧縮残留応力の付与、硬質被覆層の配向性の特定等により耐チッピング性、耐欠損性の向上が提案されていたが、本発明者は、硬質被覆層の結晶粒組織と耐クラック性の関連性について検討したところ、ＴｉとＡｌの複合窒化物（以下、ＴｉＡｌＮで示す）層からなる硬質被覆層を蒸着形成したｃＢＮ被覆工具において、そのすくい面およびホーニング面の表面領域に形成された硬質被覆層のＴｉＡｌＮ結晶粒については、基体表面と平行な方向に横長のアスペクト比が１〜６である結晶粒を、表面領域の全結晶粒数の９０％以上の個数割合を占めるように形成した場合には、図１に模式図で示すように、表面領域におけるＴｉＡｌＮ結晶粒の結晶粒界が基体表面と平行な方向に形成されるため、切削加工時、すくい面およびホーニング面の硬質被覆層にクラックが発生したとしても、発生したクラックの層内（層厚方向）への進展が抑制され耐クラック性が向上するため、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐欠損性を発揮するようになることを見出したのである。
さらに、Ｘ線回折により、（２００）面からの回折強度Ｉ（２００）と、(１１１)面からの回折強度Ｉ（１１１）を測定した場合、すくい面のＴｉＡｌＮ結晶粒については３＜Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜５を満足し、一方、逃げ面のＴｉＡｌＮ結晶粒については、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜３を満足するようにＴｉＡｌＮ層を形成することから、適度な硬度を備えるようになるため、この発明のｃＢＮ被覆工具は、すぐれた耐クラック性と同時に、すぐれた耐摩耗性を発揮するようになることを見出したのである。
この発明は、上記の知見に基づいてなされたものであって、
「（１） 立方晶窒化ほう素の含有量が５０〜８５容量％の立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料からなる工具基体の表面に、平均層厚が２〜６μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物層からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
（ａ）上記硬質被覆層を
組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ
で表した場合、Ｘの値は、０．３０〜０．７５（但し、原子比）であり、
（ｂ）上記表面被覆切削工具のすくい面およびホーニング面において、その表面領域に形成された硬質被覆層のＴｉとＡｌの複合窒化物結晶粒は、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．０８〜０．５μｍであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が１〜６である結晶粒が、上記表面領域の全結晶粒数の９０％以上の個数割合を占め、
（ｃ）上記表面被覆切削工具のすくい面およびホーニング面の表面領域の下部の硬質被覆層、及び逃げ面の硬質被覆層のＴｉとＡｌの複合窒化物結晶粒は、柱状結晶により構成されていることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 上記表面被覆切削工具の硬質被覆層のＴｉとＡｌの複合窒化物結晶粒について、Ｘ線回折により回折パターンを測定し、（２００）面からの回折強度Ｉ（２００）と(１１１)面からの回折強度Ｉ（１１１）の比の値を求めた場合、すくい面の硬質被覆層のＴｉとＡｌの複合窒化物結晶粒については、３＜Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜５を満足し、一方、逃げ面の硬質被覆層のＴｉとＡｌの複合窒化物結晶粒については、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜３を満足することを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
「（１） 立方晶窒化ほう素の含有量が５０〜８５容量％の立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料からなる工具基体の表面に、平均層厚が２〜６μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物層からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
（ａ）上記硬質被覆層を
組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ
で表した場合、Ｘの値は、０．３０〜０．７５（但し、原子比）であり、
（ｂ）上記表面被覆切削工具のすくい面およびホーニング面において、その表面領域に形成された硬質被覆層のＴｉとＡｌの複合窒化物結晶粒は、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．０８〜０．５μｍであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が１〜６である結晶粒が、上記表面領域の全結晶粒数の９０％以上の個数割合を占め、
（ｃ）上記表面被覆切削工具のすくい面およびホーニング面の表面領域の下部の硬質被覆層、及び逃げ面の硬質被覆層のＴｉとＡｌの複合窒化物結晶粒は、柱状結晶により構成されていることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 上記表面被覆切削工具の硬質被覆層のＴｉとＡｌの複合窒化物結晶粒について、Ｘ線回折により回折パターンを測定し、（２００）面からの回折強度Ｉ（２００）と(１１１)面からの回折強度Ｉ（１１１）の比の値を求めた場合、すくい面の硬質被覆層のＴｉとＡｌの複合窒化物結晶粒については、３＜Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜５を満足し、一方、逃げ面の硬質被覆層のＴｉとＡｌの複合窒化物結晶粒については、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜３を満足することを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
つぎに、この発明の被覆工具について詳細に説明する。
ｃＢＮ（立方晶窒化ほう素）：
ｃＢＮ被覆工具の工具基体中に含有されるｃＢＮは、きわめて硬質で、焼結材料中で分散相を形成し、そしてこの分散相によって耐摩耗性の向上が図れるが、その配合割合が５０容量％より少ない所望のすぐれた耐摩耗性を確保することができず、一方、その配合割合が多くなり８５容量％を超えると、ｃＢＮ基材料自体の焼結性が低下し、この結果切刃にチッピングが発生しやすくなることから、ｃＢＮの含有量は、５０〜８５容量％と定めた。
ｃＢＮ（立方晶窒化ほう素）：
ｃＢＮ被覆工具の工具基体中に含有されるｃＢＮは、きわめて硬質で、焼結材料中で分散相を形成し、そしてこの分散相によって耐摩耗性の向上が図れるが、その配合割合が５０容量％より少ない所望のすぐれた耐摩耗性を確保することができず、一方、その配合割合が多くなり８５容量％を超えると、ｃＢＮ基材料自体の焼結性が低下し、この結果切刃にチッピングが発生しやすくなることから、ｃＢＮの含有量は、５０〜８５容量％と定めた。
硬質被覆層（ＴｉＡｌＮ層）：
ＴｉＡｌＮ層からなる硬質被覆層におけるＴｉ成分は高温強度の維持、Ａｌ成分は高温硬さと耐熱性の向上に寄与することから、硬質被覆層を構成するＴｉＡｌＮ層は、所定の高温強度、高温硬さおよび耐熱性を具備する層であって、切削加工時における切刃の耐摩耗性を確保する役割を基本的に担う。ただ、ＴｉＡｌＮ層の組成を、組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎで表した場合、Ａｌの含有割合Ｘが７５原子％を超えると、Ｔｉ含有割合の相対的な減少によって、高温強度が低下しチッピングを発生しやすくなり、一方、Ａｌの含有割合Ｘが３０原子％未満になると、高温硬さと耐熱性が低下し、その結果、耐摩耗性の低下がみられるようになることから、Ａｌの含有割合Ｘの値を０．３０〜０．７５と定めた。
また、ＴｉＡｌＮ層の平均層厚が２μｍ未満では、自身のもつ耐熱性、高温硬さおよび高温強度を硬質被覆層に長期に亘って付与できず、工具寿命短命の原因となり、一方その平均層厚が６μｍを越えると、チッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を２〜６μｍと定めた。
ＴｉＡｌＮ層からなる硬質被覆層におけるＴｉ成分は高温強度の維持、Ａｌ成分は高温硬さと耐熱性の向上に寄与することから、硬質被覆層を構成するＴｉＡｌＮ層は、所定の高温強度、高温硬さおよび耐熱性を具備する層であって、切削加工時における切刃の耐摩耗性を確保する役割を基本的に担う。ただ、ＴｉＡｌＮ層の組成を、組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎで表した場合、Ａｌの含有割合Ｘが７５原子％を超えると、Ｔｉ含有割合の相対的な減少によって、高温強度が低下しチッピングを発生しやすくなり、一方、Ａｌの含有割合Ｘが３０原子％未満になると、高温硬さと耐熱性が低下し、その結果、耐摩耗性の低下がみられるようになることから、Ａｌの含有割合Ｘの値を０．３０〜０．７５と定めた。
また、ＴｉＡｌＮ層の平均層厚が２μｍ未満では、自身のもつ耐熱性、高温硬さおよび高温強度を硬質被覆層に長期に亘って付与できず、工具寿命短命の原因となり、一方その平均層厚が６μｍを越えると、チッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を２〜６μｍと定めた。
すくい面およびホーニング面の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層：
本発明のｃＢＮ被覆工具のすくい面およびホーニング面において、その表面領域に形成された硬質被覆層のＴｉＡｌＮ結晶粒は、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．０８〜０．５μｍであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が１〜６である結晶粒が、上記表面領域の全結晶粒数の９０％以上の個数割合を占め、一方、表面領域の下部の硬質被覆層のＴｉＡｌＮ結晶粒は、柱状結晶により構成する。
本発明でいう「表面領域」とは、硬質被覆層の最表面から、深さ方向に０．５μｍまでの深さ領域をいう。
すくい面およびホーニング面の表面領域に形成された硬質被覆層において、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．０８μｍ未満のＴｉＡｌＮ結晶粒が存在する場合、工具基体表面に垂直な方向の結晶粒界が多く存在するため、クラック発生の起点が多くなるばかりか、発生したクラックが切削時に進展するため、耐クラック性が低下する。
一方、すくい面およびホーニング面の表面領域に形成された硬質被覆層において、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．５μｍを超えるＴｉＡｌＮ結晶粒が存在する場合、残留応力が大きすぎるため耐チッピング性が低下するようになる。
また、すくい面およびホーニング面の表面領域に形成された硬質被覆層において、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が１未満（これは、工具基体表面と垂直な方向に縦長に成長した縦長のアスペクト比が、１を超えるＴｉＡｌＮ結晶粒を意味する）のＴｉＡｌＮ結晶粒が存在する場合、すくい面およびホーニング面の硬質被覆層にクラックが発生した場合、層内（層厚方向）への進展を抑制する効果が弱いため、耐チッピング性が低下するようになる。また、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が６を超えるＴｉＡｌＮ結晶粒が存在する場合、切削初期での耐クラック性には有効であるが、アスペクト比が６を超える結晶粒が摩耗により消失しやすく、表面領域が消失するため耐クラック性が低下するようになる。
さらに、すくい面およびホーニング面の表面領域に形成された硬質被覆層において、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．０８〜０．５μｍであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が１〜６のＴｉＡｌＮ結晶粒の、表面領域の全結晶粒に占める個数割合が９０％未満の場合、クラックが発生した場合の層内（層厚方向）への進展を抑制する効果が弱い、及び表面領域が薄すぎるため切削進行後の摩耗により消失後の耐クラック性が弱い効果が相乗され、耐チッピング性が低下するようになる。
したがって、本発明では、ｃＢＮ被覆工具のすくい面およびホーニング面において、その表面領域に形成されたＴｉＡｌＮ結晶粒は、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．０８〜０．５μｍであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が１〜６である結晶粒が、上記表面領域の全結晶粒数の９０％以上の個数割合を占めるように定めた。
本発明のｃＢＮ被覆工具のすくい面およびホーニング面において、その表面領域に形成された硬質被覆層のＴｉＡｌＮ結晶粒は、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．０８〜０．５μｍであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が１〜６である結晶粒が、上記表面領域の全結晶粒数の９０％以上の個数割合を占め、一方、表面領域の下部の硬質被覆層のＴｉＡｌＮ結晶粒は、柱状結晶により構成する。
本発明でいう「表面領域」とは、硬質被覆層の最表面から、深さ方向に０．５μｍまでの深さ領域をいう。
すくい面およびホーニング面の表面領域に形成された硬質被覆層において、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．０８μｍ未満のＴｉＡｌＮ結晶粒が存在する場合、工具基体表面に垂直な方向の結晶粒界が多く存在するため、クラック発生の起点が多くなるばかりか、発生したクラックが切削時に進展するため、耐クラック性が低下する。
一方、すくい面およびホーニング面の表面領域に形成された硬質被覆層において、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．５μｍを超えるＴｉＡｌＮ結晶粒が存在する場合、残留応力が大きすぎるため耐チッピング性が低下するようになる。
また、すくい面およびホーニング面の表面領域に形成された硬質被覆層において、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が１未満（これは、工具基体表面と垂直な方向に縦長に成長した縦長のアスペクト比が、１を超えるＴｉＡｌＮ結晶粒を意味する）のＴｉＡｌＮ結晶粒が存在する場合、すくい面およびホーニング面の硬質被覆層にクラックが発生した場合、層内（層厚方向）への進展を抑制する効果が弱いため、耐チッピング性が低下するようになる。また、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が６を超えるＴｉＡｌＮ結晶粒が存在する場合、切削初期での耐クラック性には有効であるが、アスペクト比が６を超える結晶粒が摩耗により消失しやすく、表面領域が消失するため耐クラック性が低下するようになる。
さらに、すくい面およびホーニング面の表面領域に形成された硬質被覆層において、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．０８〜０．５μｍであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が１〜６のＴｉＡｌＮ結晶粒の、表面領域の全結晶粒に占める個数割合が９０％未満の場合、クラックが発生した場合の層内（層厚方向）への進展を抑制する効果が弱い、及び表面領域が薄すぎるため切削進行後の摩耗により消失後の耐クラック性が弱い効果が相乗され、耐チッピング性が低下するようになる。
したがって、本発明では、ｃＢＮ被覆工具のすくい面およびホーニング面において、その表面領域に形成されたＴｉＡｌＮ結晶粒は、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．０８〜０．５μｍであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が１〜６である結晶粒が、上記表面領域の全結晶粒数の９０％以上の個数割合を占めるように定めた。
すくい面およびホーニング面の表面領域以外の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層と、逃げ面の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層：
すくい面およびホーニング面の表面領域の硬質被覆層（ＴｉＡｌＮ層）については、上記のとおりであるが、すくい面およびホーニング面の表面領域以外の箇所の硬質被覆層（ＴｉＡｌＮ層）については、柱状結晶からなるＴｉＡｌＮ結晶粒で構成することが必要である。
これは、図１の概略模式図にも示されるとおり、すくい面およびホーニング面の表面領域以外の箇所の硬質被覆層を、すくい面およびホーニング面の表面領域と同様な結晶組織として形成した場合には、切削中に、例えば、逃げ面については、被削材の切り屑が工具基体に平行方向に流出するため、硬質被覆層の表面領域の粒界の方向と衝突する方向が同一の方向となるため、粒界に沿ったクラックが発生しやすくなり、耐衝撃性を緩和する効果が少なくなり、耐クラック性向上の役割を果たすことができず、チッピングが発生し易くなるという理由による。
また、すくい面およびホーニング面の表面領域の下部の硬質被覆層を、柱状結晶のＴｉＡｌＮ結晶粒で構成するのは、硬質被覆層の硬さが高くなりすぎ、また、残留応力が増加することによって、耐チッピング性が低下することを防止するという理由による。
ここで「柱状結晶」とは、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．０８〜１．０μｍであって、かつ、基体表面と垂直な方向に縦長に成長した縦長のアスペクト比が１を超えるＴｉＡｌＮ結晶粒であることを意味する。なお、柱状結晶内の結晶粒径は、工具基体表面と平行な方向に直線を引いた場合、結晶粒断面で最も長い直径を粒径と定義する。アスペクト比は、工具基体表面と垂直な方向に直線を引いた場合、結晶粒断面で最も長い直径（長辺）とそれに垂直な最も短い直径（短辺）の長さの比を、長辺を分子、短辺を分母として算出するものとする。
すくい面およびホーニング面の表面領域の硬質被覆層（ＴｉＡｌＮ層）については、上記のとおりであるが、すくい面およびホーニング面の表面領域以外の箇所の硬質被覆層（ＴｉＡｌＮ層）については、柱状結晶からなるＴｉＡｌＮ結晶粒で構成することが必要である。
これは、図１の概略模式図にも示されるとおり、すくい面およびホーニング面の表面領域以外の箇所の硬質被覆層を、すくい面およびホーニング面の表面領域と同様な結晶組織として形成した場合には、切削中に、例えば、逃げ面については、被削材の切り屑が工具基体に平行方向に流出するため、硬質被覆層の表面領域の粒界の方向と衝突する方向が同一の方向となるため、粒界に沿ったクラックが発生しやすくなり、耐衝撃性を緩和する効果が少なくなり、耐クラック性向上の役割を果たすことができず、チッピングが発生し易くなるという理由による。
また、すくい面およびホーニング面の表面領域の下部の硬質被覆層を、柱状結晶のＴｉＡｌＮ結晶粒で構成するのは、硬質被覆層の硬さが高くなりすぎ、また、残留応力が増加することによって、耐チッピング性が低下することを防止するという理由による。
ここで「柱状結晶」とは、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．０８〜１．０μｍであって、かつ、基体表面と垂直な方向に縦長に成長した縦長のアスペクト比が１を超えるＴｉＡｌＮ結晶粒であることを意味する。なお、柱状結晶内の結晶粒径は、工具基体表面と平行な方向に直線を引いた場合、結晶粒断面で最も長い直径を粒径と定義する。アスペクト比は、工具基体表面と垂直な方向に直線を引いた場合、結晶粒断面で最も長い直径（長辺）とそれに垂直な最も短い直径（短辺）の長さの比を、長辺を分子、短辺を分母として算出するものとする。
Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の比：
本発明のｃＢＮ被覆工具は、すくい面及び逃げ面のＴｉＡｌＮ結晶粒について、Ｘ線回折により回折パターンを測定し、（２００）面からの回折強度Ｉ（２００）と(１１１)面からの回折強度Ｉ（１１１）の比の値を求めたところ、３＜Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜５の関係を満足するものであった。
そして、上記Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値と工具性能の関係を調べたところ、次に述べるような関係があることを見出した。
すなわち、Ｘ線回折により求めた回折強度Ｉ（２００）と(１１１)面からの回折強度Ｉ（１１１）について、すくい面のＩ（２００）とＩ（１１１）の比の値Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）が３＜Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜５を満足し、一方、逃げ面のＩ（２００）／Ｉ（１１１）の値がＩ（２００）／Ｉ（１１１）＜３である場合に、すぐれた耐クラック性、耐欠損性、耐摩耗性を発揮するが、すくい面におけるＩ（２００）／Ｉ（１１１）の値が３以下であると、硬質被覆層の硬さが高くなりすぎるために耐欠損性が低下し、一方、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値が５以上であると、硬質被覆層の硬さが低下するため耐摩耗性が劣化するようになる。
したがって、すくい面におけるＩ（２００）／Ｉ（１１１）の値は、３＜Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜５とすることが必要である。
また、逃げ面の硬質被覆層のＴｉＡｌＮ結晶粒については、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値が３以上であると、逃げ面に要求される硬さを下回り、逃げ面耐摩耗性が低下することからＩ（２００）／Ｉ（１１１）＜３とすることが必要である。
本発明のｃＢＮ被覆工具は、すくい面及び逃げ面のＴｉＡｌＮ結晶粒について、Ｘ線回折により回折パターンを測定し、（２００）面からの回折強度Ｉ（２００）と(１１１)面からの回折強度Ｉ（１１１）の比の値を求めたところ、３＜Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜５の関係を満足するものであった。
そして、上記Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値と工具性能の関係を調べたところ、次に述べるような関係があることを見出した。
すなわち、Ｘ線回折により求めた回折強度Ｉ（２００）と(１１１)面からの回折強度Ｉ（１１１）について、すくい面のＩ（２００）とＩ（１１１）の比の値Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）が３＜Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜５を満足し、一方、逃げ面のＩ（２００）／Ｉ（１１１）の値がＩ（２００）／Ｉ（１１１）＜３である場合に、すぐれた耐クラック性、耐欠損性、耐摩耗性を発揮するが、すくい面におけるＩ（２００）／Ｉ（１１１）の値が３以下であると、硬質被覆層の硬さが高くなりすぎるために耐欠損性が低下し、一方、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値が５以上であると、硬質被覆層の硬さが低下するため耐摩耗性が劣化するようになる。
したがって、すくい面におけるＩ（２００）／Ｉ（１１１）の値は、３＜Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜５とすることが必要である。
また、逃げ面の硬質被覆層のＴｉＡｌＮ結晶粒については、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値が３以上であると、逃げ面に要求される硬さを下回り、逃げ面耐摩耗性が低下することからＩ（２００）／Ｉ（１１１）＜３とすることが必要である。
硬質被覆層（（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層）の形成法：
本発明のｃＢＮ被覆工具は、例えば、以下の方法によって作製することができる。
（ａ）まず、所定量のｃＢＮ粒子を配合した原料粉末から、圧粉体を作製し、この圧粉体を、予備焼結体、超高圧焼結し、ＷＣ基超硬合金製チップ本体にろう付けし、切刃部にホーニング加工を施し、工具基体を作製する。
本発明のｃＢＮ被覆工具は、例えば、以下の方法によって作製することができる。
（ａ）まず、所定量のｃＢＮ粒子を配合した原料粉末から、圧粉体を作製し、この圧粉体を、予備焼結体、超高圧焼結し、ＷＣ基超硬合金製チップ本体にろう付けし、切刃部にホーニング加工を施し、工具基体を作製する。
（ｂ）ついで、上記工具基体を洗浄後、アークイオンプレーティング装置に装入し、アルゴンイオンによってボンバード洗浄し、窒素ガス反応雰囲気中にて、−５０Ｖ以下の直流バイアス電圧を印加し、Ｔｉ−Ａｌ合金とアノード電極との間にアーク放電を発生させて、所定平均層厚かつ所定組成（組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎで表した場合、原子比で０．３０≦Ｘ≦０．７５）のＴｉＡｌＮ層を蒸着形成する。
（ｃ）ついで、上記ＴｉＡｌＮ層をその表面に蒸着形成した工具基体に、例えば、粒子径４０μｍのαＡｌ２Ｏ３粒子を、ブラスト圧力：０．１〜０．１５ＭＰａ、ブラスト時間：５〜２０ｓｅｃ、入射角：すくい面に対して４５°に照射という条件でブラスト処理し、その後、逃げ面のみを、研磨処理（例えば、ラップ盤にて５０００番の砥石を２８０ｒｐｍ×１０ｓｅｃ研磨）し、逃げ面の硬質被覆層の表面を約０．５μｍの深さにわたって除去する。
上記で示した本発明のｃＢＮ被覆工具の作製法の工程（ｂ）において、印加するバイアス電圧が−５０Ｖを超えると、蒸着形成される硬質被覆層が粒状結晶のＴｉＡｌＮ結晶粒で構成されるようになり、硬さ、残留応力が共に大きくなるため耐チッピング性に低下傾向がみられるようになることから、バイアス電圧は−５０Ｖ以下とすることが望ましい。
上記で示した本発明のｃＢＮ被覆工具の作製法の工程（ｃ）において、ブラスト圧力が０．１ＭＰａ未満では、すくい面およびホーニング面の表面領域において、ピーニング効果により結晶粒内に転位が多数導入されることにより、粒界が多く形成されるため、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．０８μｍ未満の微細なＴｉＡｌＮ結晶粒が、表面領域の全結晶粒数の１０％を超えてしまい、工具基体表面に垂直な方向の結晶粒界が多く存在し、クラック発生の起点が多くなると同時に、発生したクラックの進展が容易になるため、耐クラック性は低下する。また、このようなブラスト処理を施した場合、あるいはブラスト処理を施さなかった場合には、すくい面におけるＩ（２００）／Ｉ（１１１）の値が３以下となり、硬質被覆層の硬さが高くなりすぎて、耐欠損性も低下する。
一方、上記で示した本発明のｃＢＮ被覆工具の作製法の工程（ｃ）において、ブラスト圧力を０．１５ＭＰａより大きくした場合、すくい面およびホーニング面の表面領域において、ピーニング効果により結晶粒内に転位が多数導入されるが、ブラスト処理終了直後に、再結晶が起こり、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．５μｍを超え、かつ、工具基体と平行な方向の横長のアスペクト比が１未満であるＴｉＡｌＮ結晶粒（これは、工具基体表面と垂直な方向に縦長に成長した縦長のアスペクト比が、１を超えるＴｉＡｌＮ結晶粒を意味する）が、表面領域の全結晶粒数の１０％を超えるようになるため、表面領域の硬さ、残留応力が大きくなり耐チッピング性が低下する。
また、このようなブラスト処理を施した場合には、表面領域における結晶粒形状が変化することにより配向性が変化し、すくい面におけるＩ（２００）／Ｉ（１１１）の値が５以上となり、硬質被覆層の硬さが低下するため耐摩耗性が劣化するようになる。
したがって、ブラスト圧力、ブラスト時間は、それぞれ、０．１〜０．１５ＭＰａ、５〜２０ｓｅｃとすることが望ましい。
また、このようなブラスト処理を施した場合には、表面領域における結晶粒形状が変化することにより配向性が変化し、すくい面におけるＩ（２００）／Ｉ（１１１）の値が５以上となり、硬質被覆層の硬さが低下するため耐摩耗性が劣化するようになる。
したがって、ブラスト圧力、ブラスト時間は、それぞれ、０．１〜０．１５ＭＰａ、５〜２０ｓｅｃとすることが望ましい。
上記で示した本発明のｃＢＮ被覆工具の作製法の工程（ｃ）において、逃げ面に研磨処理を施さず、硬質被覆層の表面を約０．５μｍの深さにわたって除去しない場合には、逃げ面に、すくい面或いはホーニング面の表面領域と同様なＴｉＡｌＮ結晶粒が形成される。その場合、切削加工時、逃げ面には、被削材の切り屑が工具基体に平行方向に流出するため、クラックが発生した場合、結晶粒界に沿って進展しやすくなり、耐クラック性向上の役割を果たすことができず、チッピングが発生し易くなる。
また、逃げ面の硬質被覆層におけるＩ（２００）／Ｉ（１１１）の値も３以上となるため、逃げ面に要求される硬さが十分でなく、逃げ面耐摩耗性が劣化するようになる。
また、逃げ面の硬質被覆層におけるＩ（２００）／Ｉ（１１１）の値も３以上となるため、逃げ面に要求される硬さが十分でなく、逃げ面耐摩耗性が劣化するようになる。
この発明のｃＢＮ被覆工具のＴｉＡｌＮ層からなる硬質被覆層は、そのすくい面およびホーニング面の表面領域には、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．０８〜０．５μｍであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が１〜６であるＴｉＡｌＮ結晶粒が、上記表面領域の全結晶粒数の９０％以上の個数割合を占め、一方、すくい面およびホーニング面の表面領域の下部及び逃げ面の硬質被覆層は、柱状結晶により構成されており、さらに、すくい面のＴｉＡｌＮ結晶粒は、３＜Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜５を満足し、一方、逃げ面のＴｉＡｌＮ結晶粒は、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜３を満足することから、この発明のｃＢＮ被覆工具は、耐クラック性にすぐれ、チッピング性、欠損を発生することなく、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮する。
つぎに、この発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。
原料粉末として、いずれも０．５〜４μｍの範囲内の平均粒径を有するｃＢＮ粉末、窒化チタン（ＴｉＮ）粉末、Ａｌ粉末、ＴｉＡｌ３粉末を用意し、これら原料粉末を表１に示される配合組成に配合し、ボールミルで８０時間湿式混合し、乾燥した後、１２０ＭＰａの圧力で直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法をもった圧粉体にプレス成形し、ついでこの圧粉体を、圧力：１Ｐａの真空雰囲気中、９００〜１３００℃の範囲内の所定温度に６０分間保持の条件で焼結して切刃片用予備焼結体とし、この予備焼結体を、別途用意した、Ｃｏ：８質量％、ＷＣ：残りの組成、並びに直径：５０ｍｍ×厚さ：２ｍｍの寸法をもったＷＣ基超硬合金製支持片と重ね合わせた状態で、通常の超高圧焼結装置に装入し、通常の条件である圧力：５ＧＰａ、温度：１２００〜１４００℃の範囲内の所定温度に保持時間：０．８時間の条件で超高圧焼結し、焼結後上下面をダイヤモンド砥石を用いて研磨し、ワイヤー放電加工装置にて一辺３ｍｍの正三角形状に分割し、さらにＣｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成およびＣＮＧＡ１２０４１２の形状（厚さ：４．７６mm×一辺長さ：１２．７mmの正三角形）をもったＷＣ基超硬合金製チップ本体のろう付け部（コーナー部）に、質量％で、Ｃｕ：２６％、Ｔｉ：５％、Ｎｉ：２．５％、Ａｇ：残りからなる組成を有するＡｇ合金のろう材を用いてろう付けし、所定寸法に外周加工した後、切刃部に幅：０．１３ｍｍ、角度：２５°のホーニング加工を施し、さらに仕上げ研摩を施すことによりＣＮＧＡ１２０４１２のチップ形状をもった工具基体Ａ〜Ｍをそれぞれ製造した。
（ａ）上記の工具基体Ａ〜Ｍのそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図２に示されるアークイオンプレーティング装置内の回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部にそって装着し、表２に示される目標組成に対応した成分組成をもったＴｉ−Ａｌ合金からなるカソード電極を前記回転テーブルを挟んで対向配置した。
（ｂ）ついで、装置内を排気して０．１Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、Ａｒガスを導入して、０．７Ｐａの雰囲気とすると共に、前記テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−２００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、もって工具基体表面をアルゴンイオンによってボンバード洗浄した。
（ｃ）ついで、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して３Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−５０Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ前記Ｔｉ−Ａｌ合金とアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記工具基体の表面に、表２に示される目標組成および目標層厚のＴｉＡｌＮ層を硬質被覆層として蒸着形成した。
（ｄ）ついで、上記ｃＢＮ被覆工具を、表３に示されるブラスト条件にて、ブラスト処理を施した。
（ｅ）ついで、上記ブラスト処理を施したｃＢＮ被覆工具について、その逃げ面に、表３に示される研磨条件で研磨処理を施した。
上記（ａ）〜（ｅ）の工程により、本発明ｃＢＮ被覆工具１〜１４をそれぞれ製造した。
（ｂ）ついで、装置内を排気して０．１Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、Ａｒガスを導入して、０．７Ｐａの雰囲気とすると共に、前記テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−２００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、もって工具基体表面をアルゴンイオンによってボンバード洗浄した。
（ｃ）ついで、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して３Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−５０Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ前記Ｔｉ−Ａｌ合金とアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記工具基体の表面に、表２に示される目標組成および目標層厚のＴｉＡｌＮ層を硬質被覆層として蒸着形成した。
（ｄ）ついで、上記ｃＢＮ被覆工具を、表３に示されるブラスト条件にて、ブラスト処理を施した。
（ｅ）ついで、上記ブラスト処理を施したｃＢＮ被覆工具について、その逃げ面に、表３に示される研磨条件で研磨処理を施した。
上記（ａ）〜（ｅ）の工程により、本発明ｃＢＮ被覆工具１〜１４をそれぞれ製造した。
比較例：
比較の目的で、上記実施例１における（ｄ）のブラスト処理条件、（ｅ）の研磨処理条件を変更し、表３に示す本発明外の条件でブラスト処理、研磨処理を行い（あるいは行わず）、その他は実施例１と同一の条件で、比較例としての比較例ｃＢＮ被覆工具１〜１３をそれぞれ製造した。
比較の目的で、上記実施例１における（ｄ）のブラスト処理条件、（ｅ）の研磨処理条件を変更し、表３に示す本発明外の条件でブラスト処理、研磨処理を行い（あるいは行わず）、その他は実施例１と同一の条件で、比較例としての比較例ｃＢＮ被覆工具１〜１３をそれぞれ製造した。
上記本発明ｃＢＮ被覆工具１〜１４、比較例ｃＢＮ被覆工具１〜１３のＴｉＡｌＮ層を硬質被覆層について、その組成を電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）により測定したところ、それぞれ目標組成と実質的に同じ組成を示し、また、その平均層厚を走査型電子顕微鏡を用いて断面測定したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均値（５ヶ所の平均値）を示した。
表２にその結果を示す。
表２にその結果を示す。
また、上記で作製した本発明ｃＢＮ被覆工具１〜１４について、硬質被覆層の縦断面を走査型電子顕微鏡により観察した。
そして、すくい面およびホーニング面の最表面から深さ方向に０．５μｍまでの深さ領域を表面領域として、該表面領域において、すくい面上ではすくい面及びホーニング面稜線部からすくい面側に５０μｍの位置、ホーニング面上ではすくい面との稜線部及び逃げ面との稜線部の中央の位置にて幅１０μｍの範囲内それぞれに存在する全結晶粒を対象とし、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．０８〜０．５μｍであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が１〜６であるＴｉＡｌＮ結晶粒の占める個数割合を求めた。
また、すくい面およびホーニング面の表面領域の下部の硬質被覆層及び逃げ面の硬質被覆層について、その結晶形態を観察した。
表４にその結果を示す。
そして、すくい面およびホーニング面の最表面から深さ方向に０．５μｍまでの深さ領域を表面領域として、該表面領域において、すくい面上ではすくい面及びホーニング面稜線部からすくい面側に５０μｍの位置、ホーニング面上ではすくい面との稜線部及び逃げ面との稜線部の中央の位置にて幅１０μｍの範囲内それぞれに存在する全結晶粒を対象とし、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．０８〜０．５μｍであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が１〜６であるＴｉＡｌＮ結晶粒の占める個数割合を求めた。
また、すくい面およびホーニング面の表面領域の下部の硬質被覆層及び逃げ面の硬質被覆層について、その結晶形態を観察した。
表４にその結果を示す。
なお、すくい面およびホーニング面の表面領域における基体表面と平行な方向の結晶粒径の測定法、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比の測定法は、具体的には以下のとおりである。
工具基体のすくい面およびホーニング面の断面を研磨加工した後、その断面をＳＥＭ像にて、観察する。測定条件として、観察倍率：１００００倍、加速電圧：３ｋＶの条件を使用した。硬質被覆層表面を形成する結晶粒にて、工具基体表面と平行に直線を引き、結晶粒断面で最も長い直径を粒径と定義する。すくい面上では、すくい面及びホーニング面稜線部からすくい面側に５０μｍの位置、ホーニング面上ではすくい面との稜線部及び逃げ面との稜線部の中央の位置にて幅１０μｍの範囲内それぞれに存在する全結晶の粒径を測定した。
結晶のアスペクト比は、上記と同様の結晶粒を用い、結晶粒断面で最も長い直径（長辺）とそれに垂直な最も長い直径（短辺）の長さの比を、長辺を分子、短辺を分母として算出するものとする。
工具基体のすくい面およびホーニング面の断面を研磨加工した後、その断面をＳＥＭ像にて、観察する。測定条件として、観察倍率：１００００倍、加速電圧：３ｋＶの条件を使用した。硬質被覆層表面を形成する結晶粒にて、工具基体表面と平行に直線を引き、結晶粒断面で最も長い直径を粒径と定義する。すくい面上では、すくい面及びホーニング面稜線部からすくい面側に５０μｍの位置、ホーニング面上ではすくい面との稜線部及び逃げ面との稜線部の中央の位置にて幅１０μｍの範囲内それぞれに存在する全結晶の粒径を測定した。
結晶のアスペクト比は、上記と同様の結晶粒を用い、結晶粒断面で最も長い直径（長辺）とそれに垂直な最も長い直径（短辺）の長さの比を、長辺を分子、短辺を分母として算出するものとする。
さらに、本発明ｃＢＮ被覆工具１〜１４のすくい面の硬質被覆層、さらに、逃げ面の硬質被覆層について、Ｘ線回折により、（２００）のピーク強度Ｉ（２００）、（１１１）面のピーク強度Ｉ（１１１）を測定し、Ｉ（２００）とＩ（１１１）の比の値Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）を求めた。
表４にその結果を示す。
表４にその結果を示す。
Ｘ線回折による測定法は、具体的には以下のとおりである。
工具基体のすくい面、逃げ面それぞれについて、測定する。測定条件は、次の通り測定した。管電圧：４０Ｖ、管電流：２００ｍＡ、２θ：２０〜８０°、ステップ幅：０．０２°、係数時間：０．５ｓｅｃ。
工具基体のすくい面、逃げ面それぞれについて、測定する。測定条件は、次の通り測定した。管電圧：４０Ｖ、管電流：２００ｍＡ、２θ：２０〜８０°、ステップ幅：０．０２°、係数時間：０．５ｓｅｃ。
また、比較例ｃＢＮ被覆工具１〜１３についても、本発明ｃＢＮ被覆工具１〜１４の場合と同様にして、すくい面、ホーニング面及び逃げ面の最表面から深さ方向に０．５μｍまでの深さ領域を仮に表面領域と想定し、該表面領域において、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．０８〜０．５μｍであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が１〜６であるＴｉＡｌＮ結晶粒が、表面領域の全結晶粒数に占める個数割合を求めた。
また、すくい面、ホーニング面及び逃げ面の表面領域の下部の硬質被覆層及び逃げ面の硬質被覆層について、その結晶形態を観察した。
さらに、すくい面の硬質被覆層、さらに、逃げ面の硬質被覆層について、Ｘ線回折により、Ｉ（２００）とＩ（１１１）の比の値Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）を求めた。
表５にその結果を示す。
また、すくい面、ホーニング面及び逃げ面の表面領域の下部の硬質被覆層及び逃げ面の硬質被覆層について、その結晶形態を観察した。
さらに、すくい面の硬質被覆層、さらに、逃げ面の硬質被覆層について、Ｘ線回折により、Ｉ（２００）とＩ（１１１）の比の値Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）を求めた。
表５にその結果を示す。
つぎに、本発明ｃＢＮ被覆工具１〜１４、比較例ｃＢＮ被覆工具１〜１３についても、いずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、以下に示す切削条件Ａ、Ｂで切削加工試験を実施した。
[切削条件Ａ]
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４１５の丸棒、
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．２ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：４．５分、
の条件での合金鋼の乾式連続高速切削加工試験、
[切削条件Ｂ]
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの丸棒、
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．２ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：４．５分、
の条件での炭素鋼の乾式連続高速切削加工試験、
を行い、いずれの切削加工試験でも切刃の逃げ面摩耗幅（ｍｍ）を測定するとともに、切刃部（逃げ面とホーニング面の稜線部）の状態を走査型電子顕微鏡により観察した。
表６、表７にその結果を示す。
また、図３（ａ）に、切削条件Ａで切削試験を行った後の比較例ｃＢＮ被覆工具３の切刃部（逃げ面とホーニング面の稜線部）の状態を、また、（ｂ）に、同条件で切削試験を行った後の本発明ｃＢＮ被覆工具５の切刃部（逃げ面とホーニング面の稜線部）の状態を示す。
[切削条件Ａ]
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４１５の丸棒、
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．２ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：４．５分、
の条件での合金鋼の乾式連続高速切削加工試験、
[切削条件Ｂ]
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの丸棒、
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．２ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：４．５分、
の条件での炭素鋼の乾式連続高速切削加工試験、
を行い、いずれの切削加工試験でも切刃の逃げ面摩耗幅（ｍｍ）を測定するとともに、切刃部（逃げ面とホーニング面の稜線部）の状態を走査型電子顕微鏡により観察した。
表６、表７にその結果を示す。
また、図３（ａ）に、切削条件Ａで切削試験を行った後の比較例ｃＢＮ被覆工具３の切刃部（逃げ面とホーニング面の稜線部）の状態を、また、（ｂ）に、同条件で切削試験を行った後の本発明ｃＢＮ被覆工具５の切刃部（逃げ面とホーニング面の稜線部）の状態を示す。
表４〜７、図３（ａ）、（ｂ）に示される結果から、本発明ｃＢＮ被覆工具は、いずれもＴｉＡｌＮ層からなる硬質被覆層が、すぐれた耐クラック性および耐摩耗性を発揮し、すぐれた切削性能を示すのに対して、比較例ｃＢＮ被覆工具は、クラックの発生（例えば、図３（ａ）参照）を原因とするチッピングの発生により、比較的短時間で寿命に至ることは明らかである。
上述のように、この発明のｃＢＮ被覆工具は、各種の鋼や鋳鉄などの通常の高速切削条件での切削加工は勿論のこと、特に、切削加工時に断続的・衝撃的な高負荷が作用する高速断続切削であっても、硬質被覆層がすぐれた耐クラック性を示すことから、チッピング、欠損等の異常損傷を発生することなく長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するものであるから、切削加工装置の高性能化、並びに切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。
Claims (2)
- 立方晶窒化ほう素の含有量が５０〜８５容量％の立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料からなる工具基体の表面に、平均層厚が２〜６μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物層からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
（ａ）上記硬質被覆層を
組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ
で表した場合、Ｘの値は、０．３０〜０．７５（但し、原子比）であり、
（ｂ）上記表面被覆切削工具のすくい面およびホーニング面において、その表面領域に形成された硬質被覆層のＴｉとＡｌの複合窒化物結晶粒は、基体表面と平行な方向の結晶粒径が０．０８〜０．５μｍであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が１〜６である結晶粒が、上記表面領域の全結晶粒数の９０％以上の個数割合を占め、
（ｃ）上記表面被覆切削工具のすくい面およびホーニング面の表面領域の下部の硬質被覆層、及び逃げ面の硬質被覆層のＴｉとＡｌの複合窒化物結晶粒は、柱状結晶により構成されていることを特徴とする表面被覆切削工具。 - 上記表面被覆切削工具の硬質被覆層のＴｉとＡｌの複合窒化物結晶粒について、Ｘ線回折により回折パターンを測定し、（２００）面からの回折強度Ｉ（２００）と(１１１)面からの回折強度Ｉ（１１１）の比の値を求めた場合、すくい面の硬質被覆層のＴｉとＡｌの複合窒化物結晶粒については、３＜Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜５を満足し、一方、逃げ面の硬質被覆層のＴｉとＡｌの複合窒化物結晶粒については、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜３を満足することを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012278482A JP5995080B2 (ja) | 2012-12-20 | 2012-12-20 | 耐クラック性にすぐれた立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製表面被覆切削工具 |
| CN201310703749.8A CN103878555B (zh) | 2012-12-20 | 2013-12-19 | 立方晶氮化硼基超高压烧结材料制表面包覆切削工具 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012278482A JP5995080B2 (ja) | 2012-12-20 | 2012-12-20 | 耐クラック性にすぐれた立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製表面被覆切削工具 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2014121748A JP2014121748A (ja) | 2014-07-03 |
| JP5995080B2 true JP5995080B2 (ja) | 2016-09-21 |
Family
ID=50947853
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2012278482A Expired - Fee Related JP5995080B2 (ja) | 2012-12-20 | 2012-12-20 | 耐クラック性にすぐれた立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製表面被覆切削工具 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5995080B2 (ja) |
| CN (1) | CN103878555B (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6573171B2 (ja) * | 2015-12-24 | 2019-09-11 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 |
| CN110461615B (zh) * | 2017-03-29 | 2021-03-05 | 京瓷株式会社 | 热敏头及热敏打印机 |
| EP3957420B1 (en) * | 2019-04-17 | 2023-05-31 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp. | Cutting tool |
| JP6992232B2 (ja) * | 2019-08-06 | 2022-01-13 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 切削工具 |
| EP3839098A1 (en) * | 2019-12-20 | 2021-06-23 | Walter Ag | A coated cutting tool |
| KR102297711B1 (ko) * | 2019-12-20 | 2021-09-03 | 한국야금 주식회사 | 경질 피막이 형성된 절삭공구 |
| WO2022264197A1 (ja) * | 2021-06-14 | 2022-12-22 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 切削工具 |
| WO2022264198A1 (ja) * | 2021-06-14 | 2022-12-22 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 切削工具 |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02254144A (ja) * | 1989-03-27 | 1990-10-12 | Nippon Steel Corp | 耐摩耗特性、耐欠損性に優れた被覆切削工具の製造方法 |
| JP3445899B2 (ja) * | 1996-04-26 | 2003-09-08 | ウンアクシス バルツェルス アクチェンゲゼルシャフト | 表面被覆エンドミル |
| JP3599628B2 (ja) * | 2000-02-25 | 2004-12-08 | 株式会社タンガロイ | 複合硬質膜被覆部材 |
| JP2002263913A (ja) * | 2001-03-13 | 2002-09-17 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 被覆硬質部材 |
| JP2006281363A (ja) * | 2005-03-31 | 2006-10-19 | Kyocera Corp | 表面被覆部材および表面被覆切削工具 |
| JP4942495B2 (ja) * | 2007-01-26 | 2012-05-30 | 京セラ株式会社 | 表面被覆工具 |
| JP5287124B2 (ja) * | 2008-10-15 | 2013-09-11 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を発揮する表面被覆切削工具 |
| JP5590331B2 (ja) * | 2011-02-14 | 2014-09-17 | 三菱マテリアル株式会社 | 耐摩耗性と切屑排出性に優れた表面被覆ドリル |
-
2012
- 2012-12-20 JP JP2012278482A patent/JP5995080B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
2013
- 2013-12-19 CN CN201310703749.8A patent/CN103878555B/zh not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN103878555A (zh) | 2014-06-25 |
| JP2014121748A (ja) | 2014-07-03 |
| CN103878555B (zh) | 2017-09-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5995080B2 (ja) | 耐クラック性にすぐれた立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製表面被覆切削工具 | |
| JP5005262B2 (ja) | 高硬度鋼の高速切削加工できわめて優れた仕上げ面精度を長期にわたって発揮する表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JP4985919B2 (ja) | 高硬度鋼の高速切削加工で優れた仕上げ面精度を長期にわたって発揮する表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JP6634647B2 (ja) | 耐チッピング性、耐摩耗性にすぐれた表面被覆切削工具 | |
| JP5574277B2 (ja) | 耐剥離性に優れる表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JP5344204B2 (ja) | 表面被覆切削工具 | |
| JP6850980B2 (ja) | 表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具 | |
| JP5686253B2 (ja) | 耐剥離性に優れる表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JP5402507B2 (ja) | 表面被覆切削工具 | |
| WO2016084939A1 (ja) | 耐チッピング性、耐摩耗性にすぐれた表面被覆切削工具 | |
| JP5223743B2 (ja) | 表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JP6213269B2 (ja) | 高硬度鋼の切削加工ですぐれた耐チッピング性を長期に亘って発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP4883480B2 (ja) | 硬質難削材の高速連続切削加工ですぐれた耐欠損性を発揮する表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JP6493800B2 (ja) | 高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP4985914B2 (ja) | 仕上げ面精度に優れる表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JP5447845B2 (ja) | 表面被覆切削工具 | |
| JP2019063899A (ja) | 耐欠損性にすぐれた表面被覆切削工具 | |
| JP2012066341A (ja) | 表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JP4883479B2 (ja) | 高硬度鋼の高速断続切削加工ですぐれた耐欠損性を発揮する表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JP2008018505A (ja) | 硬質難削材の高速切削加工ですぐれた耐欠損性を発揮する表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JP4883477B2 (ja) | 高硬度鋼の高速断続切削加工ですぐれた耐欠損性を発揮する表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JP5686247B2 (ja) | 表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JP2010284759A (ja) | 表面被覆切削工具 | |
| JP5321356B2 (ja) | 表面被覆切削工具 | |
| JP6172519B2 (ja) | 高硬度鋼の切削加工ですぐれた耐チッピング性を長期に亘って発揮する表面被覆切削工具 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20150930 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20160728 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20160729 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20160810 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5995080 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |